Contribuição ao estudo da integridade superficial de um aço inoxidável super-duplex...

ÉD CLAUDIO BORDINASSI

CONTRIBUIÇÃO AO ESTUDO DA INTEGRIDADE SUPERFICIAL DE

UM AÇO INOXIDÁVEL SUPER-DUPLEX APÓS USINAGEM

SãoPaulo

2006

Tese apresentada à Escola Politécnica da

Universidade de São Paulo para obtenção do título

ÉD CLAUDIO BORDINASSI

CONTRIBUIÇÃO AO ESTUDO DA INTEGRIDADE SUPERFICIAL DE

UM AÇO INOXIDÁVEL SUPER-DUPLEX APÓS USINAGEM

Orientador: Prof. Dr. Marco Stipkovic Filho

Co-orientador: Prof. Dr. Gilmar Ferreira Batalha

Área de Concentração: Engenharia Mecânica

São Paulo

2006

Tese apresentada à Escola Politécnica da

Universidade de São Paulo para obtenção do título

DEDICATÓRIA

Dedico este trabalho à minha esposa Marta,

fiel companheira das horas de lazer e de

trabalho, e à pequena Julia, que nascerá em

AGRADECIMENTOS

Agradeço ao Prof. Dr. Marco Stipkovic que além da orientação para a execução deste

trabalho me privilegiou com sua amizade e companheirismo no dia-a-dia.

Agradeço também ao Prof. Dr. Gilmar Batalha pela co-orientação feita de maneira

competente.

À Sulzer Pumps, em especial ao Prof. Dr. Marcelo Martins pelo fornecimento do

material para usinagem.

Ao Prof. Dr. Sérgio Delijaicov pela grande ajuda durante todo o desenvolvimento

deste trabalho.

À Sandvik Coromant, em especial ao Eng. Domenico e ao Sr. Arlindo Wandele pelo

fornecimento das ferramentas e ajuda na execução de parte dos ensaios.

Ao Eng. Renato e ao Sr. Fábio da FAG rolamentos pela ajuda em parte dos ensaios.

Ao Prof. Dr. Nelson Batista, Renê e Amanda do IPEN pelas medições de tensão

residual.

Aos técnicos Margarete e Daniel da Escola de Engenharia Mauá pela preparação das

amostras metalográficas.

À Sra. Cleide e à Srta. Silvia da Escola de Engenharia Mauá pela incansável busca de

minhas solicitações de referências bibliográficas.

Aos amigos Rubens, Nelson e Márcio da Escola de Engenharia Mauá pela grande

ajuda na preparação de todo o trabalho.

Aos amigos Sérgio Moriguchi, Susana Lebrão, Amilton Ara e Márcio Lucato pelo

de Sousa, Carlos Oscar, Fernando de Freitas e Ian Faccio (in memorian) pelo companheirinho

no estudo e grande ajuda no decorrer dos anos em que este trabalho foi feito.

Aos meus pais Claudio e Célia que sempre se esforçaram em dar o melhor de si à

minha educação e acima de tudo me ajudaram não só na execução deste trabalho, mas ao

longo de toda a minha vida.

A todos que contribuíram de alguma forma para o término deste trabalho e

"Nunca ande pelo caminho traçado, pois ele

conduz somente até onde os outros foram."

SUMÁRIO

LISTA DE FIGURAS ...I LISTA DE TABELAS ...VI LISTA DE ABREVIAÇÕES E SIGLAS ...VII LISTA DE SÍMBOLOS ... VIII RESUMO ... X ABSTRACT ...XI

1. INTRODUÇÃO...01

2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA...03

2.1 - Aço inoxidável duplex (DSS – Duplex Stainless Steel) e super duplex (SDSS – Super Duplex Stainless Steel) ...03

2.1.1 - A história dos aços inoxidáveis duplex ...03

2.1.2 - Generalidades ...04

2.1.3 - Principais elementos de liga de um aço inoxidável...08

2.1.4 - Estrutura de um aço inoxidável duplex ...10

2.2 - Usinagem de aço inoxidável ...14

2.2.1 - Generalidades ...14

2.3 - Esforços de corte...16

2.4 - Tensão residual ...18

2.4.1 - Métodos para medições das tensões residuais...21

3. MATERIAIS E MÉTODOS...29

3.1 - Operações de desbaste ...30

3.1.1 - Equipamentos e materiais utilizados ...30

3.1.2 - Parâmetros utilizados e métodos ...35

3.1.2.1 - Usinagem ...35

3.1.2.2 - Amostras metalográficas...38

3.2 - Ensaios com “casca”...39

3.3 - Ensaios de acabamento ...41

3.3.1 - Equipamentos utilizados...41

3.3.2 - Parâmetros utilizados e métodos...52

4. RESULTADOS OBTIDOS E DISCUSSÕES...56

4.1 - Operações de desbaste ...56

4.1.1 - Caracterização do processo de desbaste...56

4.1.1.1 - Observações e resultados gerais...56

4.1.1.2 - Análises fatoriais para a rugosidade ...58

4.1.1.3 Análises das microestruturas...63

4.1.2 Ensaios de vida de ferramenta com desbaste do material com “casca” ...69

4.2 Operações de acabamento ...79

4.2.1 Respostas obtidas para a rugosidade superficial...79

4.2.1.1 Análises fatoriais para a rugosidade superficial...81

4.2.2 Respostas obtidas para as forças de usinagem...85

4.2.2.1 Análises fatoriais para as forças de usinagem...87

4.2.3 Respostas obtidas para a estabilidade dimensional ...95

4.2.4.1 Análises fatoriais para a tensão residual ...102

4.2.5 Respostas obtidas para as medições de micro-dureza ...117

4.2.5.1 Análises fatoriais para os valores de micro-dureza...121

4.2.6 - Respostas obtidas para as análises microestruturais...129

4.2.7 Correlações entre os resultados ...131

4.2.8 Gráficos de contorno das respostas x parâmetros de corte...133

5. CONCLUSÕES...141

6. SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS...144

7. BIBLIOGRAFIA...145

8. ANEXO A: RESULTADOS DAS MICRO-DUREZAS...152

9. ANEXO B - CORRELAÇÕES ENTRE AS RESPOSTAS...157

LISTA DE FIGURAS

Figura 1 – Comparação dos custos acumulados na utilização de um aço ao carbono e um DSS

em uma instalação offshore (STILL, 1994)...08

Figura 2 – Diagrama TTT do aço inoxidável super duplex SAF 2507 (NILSSON, 1992)...13

Figura 3 – Força de usinagem e suas componentes no processo de torneamento (DINIZ; MARCONDES; COPPINI, 2001) ...17

Figura 4 – Carregamento e descarregamento nas superfície do metal quando da passagem na ponta da ferramenta (SHAW, 1915) ...20

Figura 5 – Difração de raios-X em cristais simples carregados e descarregados (BRINKSMEIER, 1982)...22

Figura 6 – Estado plano de tensões (PREVÉY, 1996) ...25

Figura 7 – Elipsóide de deformações (PREVÉY, 1996) ...25

Figura 8 – Gráfico 2θ - sen² ψ...27

Figura 9 – Centro de Torneamento Romi Multiplic 35D ...30

Figura 10 – Utilização do fluido de corte em abundância...31

Figura 11 – Ângulos das geometrias MM e MR [SANDVIK COROMANT, 2002b]...32

Figura 12 – Avanço e profundidade de corte recomendados para as geometrias MM, MR e MF [SANDVIK COROMANT, 2002b] ...32

Figura 13 – Corpo de prova fundido ...34

Figura 14 – Exemplo de um corpo de prova utilizado nos ensaios de desbaste...37

Figura 15 - Centro de torneamento OKUMA...42

Figura 16 – Ângulos da geometria MF [SANDVIK COROMANT, 2002b] ...43

Figura 17 – Montagem do transdutor-suporte ...44

Figura 18 – Equipamentos utilizados na aquisição dos sinais do dinamômetro ...46

Figura 20 – Pirômetro infra-vermelho...48

Figura 21 – Difratômetro de raios-x, marca Rigaku, modelo Rint 2200...49

Figura 22 – Difratômetro de raios-x, marca Rigaku, modelo Multiflex...49

Figura 23 – Micro-durômetro Shimadzu...50

Figura 24 – Seção longitudinal de onde as amostras foram retiradas...51

Figura 25 – Deformação provocada nos canais dos corpo de prova...56

Figura 26 – Anel destacado nos canais dos corpos de prova ...57

Figura 27 – Aresta da ferramenta após usinagem de um trecho do corpo de prova com vc = 340m/min ; f=0,4mm/v ; ap=3mm. Desgaste maior ~ 2mm, na aresta principal de corte...58

Figura 28 – Efeitos das médias dos fatores sobre a rugosidade para operações de desbaste....60

Figura 29 – Diagrama de Pareto das variáveis sobre a rugosidade...61

Figura 30 – Gráficos de interação das variáveis sobre a rugosidade...61

Figura 31 - Micrografia do núcleo do material em bruto com ataque oxálico e ampliação de 100X...64

Figura 32 - Micrografia da superfície usinada de um corpo de prova, com ataque oxálico e ampliação de 100X. Parâmetros utilizados: vc=340m/min; f=0,25mm/v; ap=3mm...65

Figura 33 - Micrografia do núcleo do material em bruto com ataque KOH e ampliação de 500X...66

Figura 35 - Micrografia da superfície de um corpo de prova usinado com ataque KOH e

ampliação de 500X. Parâmetros utilizados: vc=110m/min; f=0,4mm/v; ap=4mm; com

fluido; pastilha 2015...68

Figura 36 - Micrografia da superfície de um corpo de prova usinado com ataque behara modificado e ampliação de 200X. Parâmetros utilizados: vc=80m/min; f=0,25mm/v; ap=2mm; com fluido; pastilha 2015...69

Figura 37 – Aresta de corte com utilização de fluido refrigerante, classe 2015, geometria MM, vc=80m/min, f=0,25mm/v e ap=4mm...70

Figura 38 – Rebarba formada com usinagem de pastilha com entalhe de 0,8mm,sem fluido de corte, com classe 2015, geometria MM, vc=80m/min, f=0,25mm/v e ap=4mm...72

Figura 39 – Aresta com desgaste aproximado de 0,8mm causado pela usinagem sem fluido de corte, com classe 2015, geometria MM, vc=80m/min, f=0,25mm/v e ap=4mm...72

Figura 40 – Micrografias da pastilha com material aderido, de classe 2015, com geometria MM, vc=80m/min, f=0,25mm/v e ap=4mm e ampliação de 250X...74

Figura 41 – Desgaste nas pastilhas em função do comprimento usinado...76

Figura 42 – Vida das arestas das ferramentas para usinagem com casca ininterrupta...77

Figura 43 – Efeitos da médias dos fatores sobre a rugosidade para operações de acabamento...82

Figura 44 – Diagrama de Pareto para os efeitos sobre a rugosidade...83

Figura 45 – Gráficos de interação dos efeitos sobre a rugosidade...84

Figura 46 – Efeitos da médias dos fatores sobre a força de corte...88

Figura 47 - Diagrama de Pareto para os efeitos sobre a força de corte...89

Figura 48 - Gráficos de interação dos efeitos sobre a força de corte...90

Figura 49 - Efeitos da médias dos fatores sobre a força de penetração...91

Figura 51 - Gráficos de interação dos efeitos sobre a força de penetração...92

Figura 52 - Efeitos das médias dos fatores sobre a força de avanço...93

Figura 53 - Diagrama de Pareto para os efeitos sobre a força de avanço...93

Figura 54 - Gráficos de interação dos efeitos sobre a força de avanço...94

Figura 55 - Gráfico dos efeitos principais para variações nos diâmetros...98

Figura 56 - Gráficos de interação dos efeitos sobre as variações nos diâmetros...98

Figura 57 – Diagrama de Pareto para variações nos diâmetros...99

Figura 58 – Gráfico dos efeitos principais para a tensão residual...104

Figura 59 – Diagrama de pareto dos efeitos sobre a tensão residual...105

Figura 60 – Gráficos de interação para tensão residual...106

Figura 61 – Gráfico dos efeitos principais para a classe de pastilha GC1025...108

Figura 62 – Diagrama de Pareto para os efeitos da classe de pastilha GC1025...108

Figura 63 – Gráficos de interações para os efeitos da classe de pastilha GC1025...109

Figura 64 – Gráficos de contorno para tensão residual com ferramenta de classe GC1025 e parâmetros altos...110

Figura 65 – Gráficos de contorno para tensão residual com ferramenta de classe GC1025 e parâmetros baixos...111

Figura 66 – Gráficos de superfície para tensão residual com ferramenta de classe GC1025 e parâmetros altos...112

Figura 67 – Gráficos de superfície para tensão residual com ferramenta de classe GC1025 e parâmetros baixos...113

Figura 68 – Perfil de micro dureza do corpo de prova 2 da Tabela 9 (vc =150m/min; f=0.1mm/v; ap=0,25mm)...117

Figura 69 – Perfis de micro-dureza de operações de desbaste – austenita...119

Figura 71 – Comparação entre as fases ferríticas e austeníticas com ap e f maiores...120

Figura 72 – Diferenças entre as opções 1 e 2 para análises de micro-durezas...122

Figura 73 – Diagrama de Pareto para a austenita (maior valor de dureza)...123

Figura 74 - Diagrama de Pareto para a ferrita (maior valor de dureza)...124

Figura 75 – Gráficos dos efeitos principais para a austenita (maior valor de dureza)...125

Figura 76 - Gráficos dos efeitos principais para a ferrita (maior valor de dureza)...125

Figura 77 - Gráficos dos efeitos principais para a média dos maiores valores de micro-dureza (austenita e ferrita)...127

Figura 78 – Diagrama de Pareto para a média dos maiores valores de micro-dureza (austenita e ferrita)...127

Figura 79 – Gráfico de interações para os valores médios de micro-dureza (Austenita e ferrita)...128

Figura 80 – Difratograma de um corpo de prova usinado com os parâmetros de acabamento (vc=150m/min, f=0,2mm/v, ap=0,5mm, com fluido de corte e classe de pastilha GC1025)...130

Figura 81 – Gráfico de contorno para f=0,2mm/v...134

Figura 82 – Gráfico de contorno para ap=0,5mm...135

Figura 83 – Gráfico de contorno para vc =150m/min...135

Figura 84 – Gráfico de contorno para f=0,1mm/v...136

Figura 85 – Gráfico de contorno para ap=0,25mm/v...137

LISTA DE TABELAS

Tabela 1 – Características do fluido de corte utilizado nos ensaios...31

Tabela 2 – Composição química dos corpos de prova utilizados nos ensaios...34

Tabela 3 – Parâmetros utilizados nos ensaios de desbaste ...36

Tabela 4 – Parâmetros mais severos utilizados no desbaste...37

Tabela 5 – Dados do início dos ensaios com casca ...41

Tabela 6 – Especificações do transdutor piezoelétrico...44

Tabela 7 – Principais características do condicionador de sinais Spyder 8...45

Tabela 8 – Espaçamentos utilizados entre as medições de micro-dureza...52

Tabela 9 – Parâmetros utilizados nos ensaios de acabamento...54

Tabela 10 – Parâmetros mais severos utilizados no acabamento ...55

Tabela 11 – Rugosidade para cada trecho usinado dos corpos de prova de desbaste ...59

Tabela 12 – Vida da ferramenta para a usinagem do material com casca...75

Tabela 13 – Valores utilizados para usinagem com casca ininterrupta...77

Tabela 14 – Valores encontrados para rugosidade superficial nos ensaios de acabamento...80

Tabela 15 - Valores encontrados para rugosidade superficial nos ensaios de acabamento com altas velocidades de corte...81

Tabela 16 – Valores médios das forças de corte encontradas nos ensaios...86

Tabela 17 - Valores médios das forças de corte encontradas nos ensaios com altas velocidades de corte...87

Tabela 18 – Variações encontradas no diâmetro e na temperatura...96

Tabela 19 - Variações encontradas no diâmetro e na temperatura para os ensaios com altas velocidades de corte...97

Tabela 20 – Valores de tensão residual encontrados...103

LISTA DE ABREVIAÇÕES E SIGLAS

AISI American Iron and Steel Institute

ASM American Society of Materials

ASTM American Society for Testing Materials

CNC Computerized Numeric Control

DIN Deutsches Institut für Normung

DSS Duplex Stainless Steel

HB Dureza Brinell

HV Dureza Vickers

ISO International Standard Organization

PRE Pitting resistance equivalent

SDSS Super Duplex Stainless Steel

LISTA DE SÍMBOLOS

ap Profundidade de corte

Al Alumínio

C Carbono

Cl Cloro

Co Cobalto

Cr Cromo

Cu Cobre

CV Cavalo vapor

CVD Chemical vapor deposition

d parâmetro do reticulado da lei de Braag d0 parâmetro inicial do reticulado da lei de Braag E Módulo de elasticidade

F Força

Fe Ferro

Fc Força de corte Ff Força de avanço Fp Força de penetração Fu Força de usinagem

K fator constante para o plano de difração escolhido nas medições de tensão residual

KOH Hidróxido de potássio

Mg Magnésio

Mn Manganês

Mo Molibdênio

n Rotações por minuto

N Nitrogênio

Na Sódio

Nb Nióbio

Ni Níquel

Pb Chumbo

PVD Physical vapor deposition Ra Rugosidade superficial média rpm Rotações por minuto

S Enxofre

Si Silício

Sn Estanho

Ti Titânio

TIN Nitreto de Titânio

V Vanádio

vc Velocidade de corte

W Tungstênio

Zr Zircônio

γ Austenita

δ Ferrita

θ Ângulo de refração da lei de Braag

λ Comprimento de onda dos raios-x da lei de Braag

ψ Ângulo entre a reta normal à superfície da peça e a reta normal ao plano de

parâmetro “d” da lei de Braag

∆d Variação do parâmetro do reticulado da lei de Braag ν Coeficiente de Poisson

∅ Diâmetro

λ Coeficiente angular da reta nas medições de tensão residual

RESUMO

Este trabalho teve por objetivo estudar os efeitos da operação de torneamento na

integridade superficial do aço inoxidável super-duplex ASTM A890 – Gr 6A. O foco do

trabalho foram as operações de acabamento, porém também foram realizados alguns estudos

com operações de desbaste, ambas utilizando planejamentos fatoriais completos com 2 níveis

e 5 fatores. Os ensaios foram realizados em centros de torneamento com ferramentas de metal

duro e tiveram como variáveis: a geometria da ferramenta / classe da pastilha, avanço,

profundidade de corte, velocidade de corte e utilização ou não de fluido de corte. As respostas

estudadas foram: análise microestrutural óptica e por difração de raios-X, medição de forças

através de um dinamômetro piezoelétrico, rugosidade superficial, micro-dureza, tensão

residual através de difração de raios-x e estabilidade dimensional. Os resultados não

mostraram alterações microestruturais no material mesmo nas operações de desbaste que

foram as mais severas. As outras respostas foram correlacionadas com os parâmetros de corte

e a melhor combinação destes foi encontrada para a obtenção da melhor integridade

superficial. O menor avanço (0,1mm/v), a menor velocidade de corte (110m/min) e a maior

profundidade de corte (0,5mm) obtiveram os menores valores para a tensão residual, a menor

rugosidade e o maior valor de micro-dureza. A correlação entre as respostas foi bastante

difícil de ser estabelecida, uma vez que as interações tiveram grande influência nas análises,

porém para algumas combinações estas correlações se mostraram possíveis de serem

estabelecidas.

Palavras-chave: Usinagem; torneamento; aço inoxidável superduplex; integridade superficial;

ABSTRACT

The objective of this work was to study the effects of the turning operations in the surface

integrity in a super duplex stainless steel (SDSS) ASTM A890-Gr6A. The focus of the work

was the finishing operations but some tests in rough operations were carried out. A complete

factorial planning was used for both, with 2 levels and 5 factors. The tests were conducted on

turning centers with carbide tools and the main input variables were: tool geometry / tool

material class, feed rate, cutting depth, cutting speed and the cutting fluid utilization. The

analyzed answers were: microstructure analysis by optical microscopy and x-ray diffraction,

cutting measurements by a piezoelectric dynamometer, surface roughness, micro-hardness,

residual stress by x-ray diffraction technique and dimensional stability. The results do not

showed any changes in the microstructure of the material, even when the greater cutting

values were used. All the other answers were correlated with the cutting parameters and the

best combination of cutting parameters was founded for the best surface integrity. The smaller

feed rate (0,1mm/v), smaller cutting speed (110m/min) and greater cutting depth (0,5mm)

provided the smaller values for the tension residual stress, the smaller roughness and the

greater micro-hardness. The correlation between all the answers was very difficult to analyze

because there was great interaction between the factors, but for some data groups it was

possible.

1. INTRODUÇÃO

Pelo menos uma em cada 5 operações de usinagem é de torneamento (CHANG, 1998).

Tönshoff e König (1994) também citam este processo como um dos mais utilizados na

indústria, com 40% do tempo total gasto em usinagem e 30% com relação ao número de

operações quando comparado com outros processos. Desta forma fica visível a importância da

operação no dia-a-dia das indústrias e torna-se necessário o contínuo melhoramento da

qualidade do processo e do número de informações específicas que não podem ser obtidas no

chão de fábrica. O processo de torneamento também é o mais utilizado na indústria de

bombas, que é uma das principais usuárias do material a ser estudado neste trabalho.

O aço inoxidável super-duplex alia características dos inoxidáveis ferríticos e dos

austeníticos em um só material e desta forma possui maior resistência mecânica e à corrosão

do que os aços inoxidáveis austeníticos convencionais. Existem vários estudos, muitos deles

recentes sobre a metalurgia do material e suas propriedades, porém são poucos os autores que

publicam trabalhos sobre usinagem. Torna-se clara a necessidade de estudos para o

super-duplex visto que suas propriedades são diferentes das classes de inoxidáveis mais

convencionais e seu uso vem crescendo nos últimos anos.

A integridade superficial é uma medida da qualidade das superfícies usinadas interpretada

em função de elementos que descrevem a estrutura da superfície e do substrato do material.

Geralmente ela é definida pelas propriedades metalúrgicas, químicas e topológicas das

superfícies, como rugosidade, variações de dureza, mudanças microestruturais e tensão

residual (JANG et al., 1996 e MATSUMOTO, LIU; BARASH, 1986). Estas características

tornam-se ainda mais importantes na usinagem de um material de custo mais elevado, como é

diversos materiais, porém nenhum específico para o aço inoxidável super-duplex, que é um

material de utilização mais recente. Para se ter uma idéia da necessidade de contribuições

referentes ao material em questão, na data de início deste trabalho (no ano de 2004), apenas

uma empresa no país possuía conhecimento para a fabricação do mesmo. Os fabricantes de

ferramentas também se mostraram bastante interessados no assunto, visto que não há dados de

corte disponíveis para o material, nem tão pouco trabalhos que estudaram a fundo os efeitos

da usinagem no material acabado. Um outro problema que facilmente é notado nos trabalhos

atuais de áreas correlatas, é que os trabalhos de usinagem, por exemplo, não se aprofundam na

análise microestrutural e no detalhamento dos efeitos da usinagem no material, e os trabalhos

de físicos e metalurgistas, em geral, não possuem grande bagagem na área de usinagem. Um

dos desafios deste trabalho é minimizar a distância entre estas duas áreas e tentar

correlacioná-las, na medida do possível. Para tal, pretende-se trabalhar, com as respostas

comuns a usinagem, como rugosidade, forças de corte e desgastes nas ferramentas e com

investigações mais detalhadas no material usinado como tensão residual, micro-dureza,

microestrutura e variações dimensionais.

O objetivo deste trabalho é caracterizar os principais efeitos causados pela usinagem

através da operação de torneamento, no produto final acabado, e estabelecer correlações entre

os parâmetros de corte e suas conseqüências na caracterização em questão, já que a escolha

adequada dos parâmetros de corte é fundamental para se obter produtos com as qualidades

superficiais requeridas (THOMAS; BEAUCHAMP, 2003 e LEE; TARNG, 2000). Também é

objetivo deste trabalho realizar ensaios de operações de desbaste, já que estas podem ter

alguma influência sobre o acabamento final.

Para se atingir os objetivos pretende-se trabalhar com planejamentos fatoriais completos e

variações nas condições de corte, dentro de valores pré-estabelecidos, e posteriores análises

2. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

2.1 - Aço inoxidável duplex (DSS – Duplex Stainless Steel) e super duplex (SDSS – Super Duplex Stainless Steel)

2.1.1 - A história dos aços inoxidáveis duplex

A microestrutura duplex foi descoberta em 1927, por Bain e Griffiths (NILSSON, 1992 e

STILL, 1994). O primeiro aço inoxidável duplex para fins comerciais foi produzido em 1930,

na Suécia, para ser utilizado na indústria de papel (INTERNATIONAL MOLYBDENNUM

ASSOCIATION, 2001). Ele foi desenvolvido para reduzir a corrosão intergranular,

encontrada nos aços inoxidáveis austeníticos produzidos na época. A patente só foi

conseguida na França em 1936, por Holtzer com um material que continha 18%Cr, 8%Ni, e

2,5%Mo, fabricado em 1933.

Um dos primeiros aços inoxidáveis dúplex produzido para aumentar a resistência à

corrosão sob tensão causada por cloretos (chloride stress corrosion cracking (CSCC)) foi o

3RE60. O AISI 329 se consagrou após a segunda guerra mundial, e foi extensivamente

utilizado para confecção de tubos de trocadores de calor para ácidos nítricos. Nos anos

seguintes sua utilização se estendeu para vasos de pressão e bombas.

Esta primeira geração de aços inoxidáveis possuía boa performance, mas também havia

limitações em conjuntos soldados. A zona afetada termicamente pela solda ficava fragilizada

por causa da ferrita em excesso e da expressiva baixa resistência à corrosão do metal base.

Esta condição confinou a utilização dos DSS em aplicações sem solda, ou seja, em um

número pequeno de aplicações específicas.

Em 1968, com a invenção do refinamento do processo de obtenção de aços inoxidáveis e

aços inoxidáveis, com adição de nitrogênio e um elemento de liga (DAVIDSON;

REDMOND, 1991). Esta adição propiciou melhorias na zona termicamente afetada pela

solda.

A partir de 1970, a segunda geração de DSS foi definida pela adição de nitrogênio,

coincidindo com o desenvolvimento das plataformas de gás e petróleo e da necessidade de

aços inoxidáveis com excelente resistência aos cloretos, boa manufaturabilidade e alta

resistência mecânica. O DSS 2205 foi o carro chefe da segunda geração de aços inoxidáveis e

foi extensivamente utilizado em tubos e nas plataformas, permitindo diminuição na espessura

das paredes e, conseqüentemente, no peso, devido a sua elevada resistência mecânica.

2.1.2 - Generalidades

Os aços inoxidáveis duplex são caracterizados por uma estrutura mista, em partes

aproximadamente iguais de austenita (γ - cfc) e ferrita (δ - ccc) (MARTINS; CASTELETTI,

2005). Embora não definido formalmente, é geralmente aceito que a fase menor exista em

pelo menos 30% de volume no material (DAVIDSON; REDMOND, 1991). Esta estrutura é

obtida através de análise química controlada e tratamento térmico balanceado (CHARLES,

1995a). A composição química baseada em altos teores de cromo e molibdênio, melhora a

resistência à corrosão intergranular e ao pitting, respectivamente.

Os aços inoxidáveis, para serem considerados duplex, necessitam ter um valor de

resistência equivalente à corrosão por pitting (PRE – Pitting resistance equivalent) maior que

idéia do que este crescimento de praticamente “20” na escala PRE significa, realizando um

ensaio de corrosão em solução de cloreto férrico saturada em 6% a 50°C durante 72h, de

acordo com norma ASTM G48, um duplex (ASTM A890, grau 3A) perde 145g/m², enquanto

que um super duplex (ASTM A890, grau 6A) perde apenas 0,2g/m².

O PRE pode ser calculado em função da porcentagem de alguns elementos presentes na

composição química do material, conforme Equação 1 (NILSSON, 1992).

(1)

O valor do PRE dos grãos de ferrita e austenita é diferente devido à quantidade de

nitrogênio. O valor de PRE da austenita aumenta com a quantidade de nitrogênio, enquanto

que o PRE da ferrita permanece praticamente o mesmo para o aumento do nível de nitrogênio.

Os aços inoxidáveis duplex possuem tensão de escoamento em torno de duas vezes o

valor de um aço inoxidável austenítico sem adição de nitrogênio (INTERNATIONAL

MOLYBDENUM ASSOCIATION, 2001).

A resistência à corrosão de um aço inoxidável super-duplex é equivalente àquela atingida

pela classe dos “super-austeníticos”, que contém 5-6% de Molibdênio (CHARLES, 1995b).

Os principais campos de utilização de DSS e SDSS são (NILSSON, 1992):

Indústrias de óleo e gás: trocadores de calor, e tubos para produção e manuseio de gás

e óleo;

Indústria química: vasos de pressão, tubos e tanques para o processamento e

transporte de produtos químicos;

Indústria petrolífera: vasos de pressão, tanques e tubos no processamento de produtos

com cloreto; ] (%) 16 [ ] (%) 3 , 3 [

(%) x Mo x N

Cr

Indústria de papel e bombas: rotores, ventiladores, eixos e roletes, onde materiais com

alta resistência à corrosão por fadiga necessitam ser utilizados;

Devido ao alto PRE, em implantes em humanos (PEREZ, 2004);

Suas principais características são (AVESTA POLARIT, 2002):

Elevada resistência mecânica;

Alta resistência ao pitting;

Alta resistência à corrosão por fadiga e erosão;

Alta resistência à corrosão em meio a cloretos;

Alta resistência à fadiga;

Baixa expansão e maior condutibilidade térmica do que os aços austeníticos;

Boa soldabilidade;

Alta absorção de energia;

Comportamento magnético;

Em 1995, conforme cita Charles (1995a) 30% dos projetos que necessitavam de aços

inoxidáveis com maior resistência à corrosão que um AISI 316, eram realizados com DSS.

Acredita-se que este número seja maior nos dias de hoje. Os DSS com relação aos aços

inoxidáveis austeníticos, apresentam diversas vantagens, sendo as principais:

Maior resistência à corrosão sob tensão em cloretos;

Em geral possui tensão de ruptura superior a duas vezes, e com apenas metade da

quantidade de níquel presente nos austeníticos, sendo menos sensível ao alto custo

deste elemento. (DAVIDSON; REDMOND, 1991 e BERGLUND; WILHELMSSON,

1986).

Seu uso é limitado para aplicações até 315°C, porque a ferrita presente nos DSS são

susceptíveis a fragilização a 475°C (DAVIDSON; REDMOND, 1991). Já Adhe et al. (1996),

sugerem que a temperatura superior de trabalho não deve ultrapassar 250°C, e que a

temperatura mínima de –50°C também deve ser respeitada. Charles (1995a), sugere 280°C

como a máxima temperatura de trabalho.

Still (1994) cita que os custos da substituição de aço ao carbono por DSS apresenta

grandes ganhos, depois dos quatro primeiros anos de uma instalação offshore, visto que o aço

ao carbono deve ser substituído de seis em seis meses neste caso. A Figura 1 ilustra este

estudo.

As designações ou nomenclaturas para os aços inoxidáveis são complicadas devido à

proliferação de sistemas competitivos ou dos nomes comerciais utilizados pelos fabricantes de

aço. O sistema ainda mais utilizado é o especificado na American Iron and Steel Institute

(AISI). Mais recentemente, o Unified Numbering System (UNS) para identificação de

materiais metálicos, incluindo aços inoxidáveis, foi introduzido. O UNS procura utilizar a

porção numérica do sistema AISI, facilitando o reconhecimento e, na ausência desta, a

especificação numérica da American Society for Testing and Materials (ASTM). (KRABBE;

Tempo (anos) Base: Custo inicial para 1000

unidades de aço ao carbono

C us to a cu m ul at iv o (1 00 0 un id ad es )

Figura 1 – Comparação dos custos acumulados na utilização de um aço ao carbono (CS) e um DSS em uma instalação offshore (STILL, 1994)

2.1.3 - Principais elementos de liga de um aço inoxidável

Os aços inoxidáveis, de uma maneira geral, podem ser classificados em cinco grupos

principais: austeníticos, martensíticos, ferríticos, endurecíveis por precipitação e duplex. Em

todos os grupos predomina a quantidade de cromo maior que 11%, porém outros elementos

são adicionados a fim de se conseguir o controle do balanceamento estrutural e a definição

das características de corrosão e resistência mecânica. A seguir estão listados os elementos

normalmente adicionados e suas respectivas implicações nas características da liga

(SEDRIKS, 1996):

Cr (cromo): A resistência à corrosão possui uma dependência direta com o teor

presente deste elemento. Quanto maior o teor de cromo contido na liga, maior é a

combina-se com o oxigênio do ar possibilitando a formação da película oxida passiva,

protegendo o material contra os agentes corrosivos;

Ni (níquel): O níquel altera a estrutura cristalográfica da liga, conferindo maior

ductilidade, e tornando o aço não magnético. Além disso, associado ao cromo,

favorece o aumento da resistência à corrosão;

Mo (Molibdênio): Combinado com o cromo, ele tem grande ação na estabilidade do

filme de passivação, na presença de cloretos. Sua ação também é muito importante

para o aumento da resistência à corrosão por pitting (PANOSSIAN, 1993);

C (carbono): causa endurecimento e aumento na resistência mecânica da liga. Porém,

associado ao cromo prejudica a resistência à corrosão. É estabilizador da austenita;

Ti (titânio) e Nb (nióbio): Apresentam uma importante função na manutenção da

inoxidabilidade. Evitam a ocorrência da combinação do carbono com o cromo,

evitando assim perda de resistência à corrosão;

W (tungstênio): Melhora a resistência à corrosão ao pitting e em geral em quantidades

de 1~3% melhora a resistência do material ao surgimento da fase σ (que será descrita

posteriormente);

N (Nitrogênio): Juntamente com o cromo e molibdênio, é usado para propiciar maior

resistência à corrosão. Adições de nitrogênio entre 0,1% e 0,3% aumentam

significativamente a resistência à corrosão por pitting. Estudos em uma liga

Fe-25Cr-5Ni-2,4Mo-3Cu mostram que a adição de 0,1% de nitrogênio aumenta o potencial de

pite em uma solução 3% NaCl a 30°C. A adição de nitrogênio aumenta a resistência à

corrosão da fase austenítica e reduz a partição do cromo, mantendo altos teores de

cromo na austenita. Por esse motivo o aumento da resistência a corrosão é bastante

De todos os citados, os principais elementos de um aço inoxidável duplex são o cromo e o

níquel (ADVANCED MATERIALS & PROCESSES, 1998).

2.1.4 - Estrutura de um aço inoxidável duplex

Além da ferrita (δ) e austenita (γ) algumas fases secundárias podem se formar entre 300 e

1000°C. Estas aparecem essencialmente em conseqüência da instabilidade da ferrita. As

seguintes fases podem ser observadas (NILSSON, 1992):

Fase σ - Esta fase aparece com mais freqüência em aços super-duplex do que nos

duplex. Análises químicas quantitativas mostraram que cromo, molibdênio e silício

são ricos em fase σ, e como estes elementos estão presentes em maior quantidade nos

aços super-duplex, são mais susceptíveis a sua formação. De todas as fases que serão

descritas a seguir, esta é a mais importante devido a seu drástico efeito na tenacidade e

na resistência à corrosão do material (LI; WU; RIQUIER, 1994 e ADHE et al., 1996).

A precipitação da fase σ, geralmente ocorre na tripla junção ou nos contornos das fases ferrita/austenita, e ela gera aumento de resistência mecânica, porém causa grande

fragilização, com redução de ductibilidade e tenacidade à fratura. Sua presença

também prejudica claramente as propriedades mecânicas e significativamente a

estrutura do material, pode causar uma diminuição de 50% na energia de resistência ao

impacto, e como esta fase é muito rica em cromo, o restante do material tem sua

quantidade diminuída, baixando a resistência à corrosão. (SWENS; KOLSTER, 1991).

α’ – A precipitação de fase α’ é explicada como sendo o resultado de um processo de segregação que ocorre na ferrita delta, gerando dois compostos distintos. Um deles é

rico em ferro e apresenta características magnéticas, enquanto que o outro apresenta

elevados teores de cromo e não é magnético. A estes compostos foram dados os nomes

respectivos α e α’. (VRINAT; COZAR; MEYZAUD, 1986). O aparecimento desta

fase provoca o aumento da temperatura de transição dúctil-frágil, o aumento

exagerado do limite de escoamento e dureza e a diminuição dos valores de

alongamento, resistência ao impacto e tenacidade. Baseado nesta situação

denomina-se fragilização dos 475°C, a perda de propriedades mecânicas do aço devido à

precipitação desta fase (FEDELE, 2001).

Nitretos de cromo – Com o aumento do nitrogênio como um elemento de liga,

principalmente nos SDSS, a precipitação de Cr2N na faixa de temperaturas de 700 a

900°C se torna mais importante. Ela pode aparecer nos contornos de grão δ/δ ou γ/δ e ocorre devido à supersaturação do nitrogênio em ferrita, quando ocorre rápido

resfriamento na solução que estava em alta temperatura. A formação destes nitretos

pode influenciar a resistência à corrosão ao pitting.

Austenita secundária – a decomposição de ferrita em austenita pode ocorrer em uma

larga faixa de temperaturas. Este fenômeno é explicado pelo fato de que o DSS é

temperado a temperaturas muito altas, na qual a fração de δ é maior. Podem aparecer três mecanismos, (além da transformação direta de ferrita para austenita em

temperaturas muito altas), em que a austenita pode se precipitar em ferrita: a) Através

Pelo processo de cisalhamento martensítico. A austenita secundária formada no

contorno de grãos δ/γ é pobre em cromo, principalmente quando da presença de Cr2N. Isto explica porque a corrosão por pitting ocorre nestas áreas. Palmer, Elmer e Babu

(2004) durante o estudo da precipitação de fases durante a soldagem, também notaram

que durante o aquecimento de um aço dúplex, a austenita se decompõe em ferrita, e no

resfriamento a fase ferrítica em alta temperatura é transformada novamente em

austenita. Os mesmos autores também perceberam que durante o

aquecimento/resfriamento durante a soldagem, o níquel e o nitrogênio foram

particionados à fase austenítica, enquanto que o cromo e o molibdênio à fase ferrítica.

Fase χ - Embora esta fase possa aparecer entre 700 e 900°C, ela é menos comum que

a fase σ. A fase χ tem efeito adverso na tenacidade e nas propriedades de corrosão, mas seus efeitos são difíceis de separar daqueles causados pela fase σ, uma vez que

estas aparecem juntas.

Fase R – Esta corresponde a uma fase intermetálica, rica em molibdênio, com uma

estrutura critalina hexagonal (MACHADO, 1999). Seu aparecimento pode diminuir a

tenacidade do material, assim como a temperatura crítica ao pitting. Ela pode ser

intergranular ou intragranular, na qual a primeira tem maior efeito na corrosão por

pitting. A fase “R” pode aparecer tanto em aços DSS como em SDSS.

Fase π - Esta fase é encontrada no meio dos grãos e como a fase “R”, contribui para a

fragilização e corrosão por pitting nos materiais aquecidos a ~600°C.

Carbonetos – Os carbonetos são menos importantes nos SDSS do que nos DSS,

devido à baixa quantidade de carbono (0,01-0,02%). Nos DSS principalmente, estes

e abaixo de 950°C. Eles predominantemente são formados nos contornos de grãos δ/γ,

mas também podem se precipitar nos contornos δ/δ e γ/γ.

A Figura 2 ilustra um “Diagrama TTT” para o aço inoxidável super duplex SAF2507.

Figura 2 – Diagrama TTT do aço inoxidável super duplex SAF 2507 (NILSSON, 1992)

Um dos objetivos deste trabalho será observar se durante as operações de desbaste que

podem atingir temperaturas superiores (porém por um curto período de tempo) àquelas

descritas no detalhamento das precipitações de fases, pode ocorrer o aparecimento de alguma

das fases descritas até o momento e com isso influenciar a qualidade da peça acabada.

Tempo (h)

T

em

pe

ra

tu

ra

(

°C

2.2 - Usinagem de aço inoxidável

2.2.1 - Generalidades

Os aços inoxidáveis em geral apresentam comportamentos diferentes na usinagem,

quando comparado com outros aços. Ela é principalmente caracterizada por:

Altas taxas de encruamento, que induzem modificações mecânicas e

comportamento heterogêneo nas superfícies geradas, e que levam à instável

formação de cavacos e vibrações (SAOUBI et al., 1999);

Baixa condutibilidade térmica (KORKUT et al., 2004). A condução de calor

corresponde a aproximadamente ¼ do valor encontrado na usinagem de um aço

comum (NEVES et al., 2003). Desta forma o calor se propaga menos para o

material de trabalho ou cavacos e se concentra mais nas arestas de corte da

ferramenta;

Alta resistência à fratura, resultando em altas temperaturas, difícil quebra de

cavacos e conseqüentemente baixa qualidade superficial (JANG et al., 1996);

Elevados valores de resistência mecânica e ductibilidade (CHANG; TSAI, 2003);

Aresta postiça de corte que, de forma diferente dos aços convencionais, pode

aparecer em velocidades de corte mais altas, devido a sua alta resistência à fratura,

e altas taxas de encruamento (JIANG et al., 1996);

Alto desgaste das ferramentas, devido às altas forças de corte, e freqüentemente

pequenos pedaços de material são removidos da ferramenta, devido à alta adesão

na superfície de saída, levando consigo fragmentos da ferramenta (KORKUT et

Alto coeficiente de dilatação térmica, o que torna difícil a manutenção de

tolerâncias apertadas e alto coeficiente de atrito, que tem como conseqüência, o

aumento do esforço e do calor gerado (DINIZ; MARCONDES; COPPINI, 2001).

Os principais problemas encontrados na usinagem de aços inoxidáveis devido à

dificuldade do corte do material são: desgaste da ferramenta, pior acabamento superficial,

cavacos longos e baixas velocidades de corte (MACHADO et al., 2003). O pior acabamento

superficial deve-se fundamentalmente ao encruamento do material durante a usinagem (O’

SULLIVAN; COTTEREL, 2002). A adesão à ferramenta durante o corte é mais pronunciada

do que em outros materiais e este fato pode ser facilmente comprovado, pois mesmo depois

do corte terminar muitos cavacos ficam aderidos à superfície da ferramenta (FANG; ZHANG,

1996). Trent e Wright (2000) citam que o uso de ferramentas afiadas e grandes avanços são

duas recomendações importantes para prevenir danos às ferramentas causados pelo

encruamento resultante da usinagem destes materiais. Os mesmos autores também citam que

o objetivo a ser cumprido na usinagem dos aços austeníticos é não causar aumento do

encruamento da superfície, devido à sucessivas passadas da ferramenta nas operações de

desbaste. Do ponto de vista da usinabilidade, a característica mais importante é o encruamento

(DOLINSEK, 2003).

Além das características comentadas até agora, Lin (2002) também cita que os aços

inoxidáveis reagem com a maioria dos materiais utilizados na fabricação de ferramentas, em

altas velocidades. Apesar das características apresentadas até o momento serem bastante

comuns na usinagem de aços inoxidáveis, a usinagem destes materiais não pode ser

totalmente generalizada. Devido à grande variedade, a usinagem pode ser pior, ou melhor, de

acordo com a microestrutura, dureza e teor de elementos de liga, sabendo-se que a

2002). Como exemplo, Bletton, Duet e Heritier (1990) citam que a estrutura bifásica dos aços

inoxidáveis duplex, contribuem para induzir vibrações durante o corte do material,

aumentando ainda mais os problemas citados até o momento e contribuindo para a diminuição

da vida da ferramenta.

As dificuldades na usinagem de aço inoxidável duplex tendem a aumentar, pois a

usinabilidade do material freqüentemente é comparada com seu PRE (PARO; HÄNNINEN;

KAUPPINEN, 2001). Devido à grande quantidade de austenita, nitrogênio e elementos

ligantes, a usinabilidade deste material tende a diminuir rapidamente. Outro fator que

contribui para as dificuldades na usinagem e no estudo deste material, é a estrutura bifásica,

conforme anteriormente citado. Além das fases estarem aleatoriamente distribuídas, no caso

de um material fundido, cada fase possui características e propriedades diferentes e cada uma

contribui de maneira diferente para a formação de cavaco e retirada de material durante o

corte.

Apesar dos motivos expostos, alguns autores citam que os austeníticos são piores para

usinar, conforme Chumbinho e Abrão (2004).

2.3 - Esforços de corte

Segundo Ferraresi (1977), a força de usinagem (Fu) é a força total que atua sobre a cunha

cortante da ferramenta durante a usinagem. Não se trabalha diretamente com a força de

componentes segundo diversas direções conhecidas. A Figura 3 ilustra as decomposições da

força de usinagem. As três principais e que comumente podem ser medidas são:

Força de corte (Fc): Projeção da Fu sobre a direção de corte;

Força de avanço (Ff): Projeção da Fu sobre a direção de avanço;

Força de profundidade ou penetração (Fp): Força perpendicular ao plano de

trabalho;

Figura 3 – Força de usinagem e suas componentes no processo de torneamento (DINIZ; MARCONDES; COPPINI, 2001)

Para analisar uma operação de usinagem, certas observações devem ser feitas, antes,

durante e depois da remoção do material. O número de observações que podem ser feitas

durante a usinagem é limitado, e uma das mais importantes medições é a determinação das

A medição dos esforços de corte é necessária para contribuir para o entendimento do

processo de usinagem. Delijaicov (2004) encontrou uma correlação entre a força de

penetração e a tensão residual induzida em materiais endurecidos durante o torneamento.

Sikdar e Chen (2002) encontraram uma correlação entre as forças de corte e a área de

desgaste tridimensional de flanco na usinagem de um aço AISI 4340 e outros pesquisadores

também correlacionaram desgaste com o monitoramento das forças, e dentre eles, cita-se

Choudhury e Kishore (2000) e Elbestawi, Papazafiriou e Diu (1991). Vários pesquisadores

(EE et al., 2002, PARAKKAL et al., 2002, LEE; TARNG; LII, 2000) trabalharam com

desenvolvimento de modelos matemáticos que possam prever o comportamento das forças

durante a remoção de material e em todos os casos é necessário que haja a validação prática

dos modelos através da medição de forças. Risbood, Dixit e Sahasrabudhe (2003)

correlacionaram os esforços de corte com a rugosidade superficial e com a vibração da

máquina no processo de torneamento.

Enfim, as forças de corte determinam parcialmente o processo de usinagem e por isso nos

últimos anos tem-se dado bastante atenção a este assunto (LIN; LEE; WU, 2001).

Estes fatos justificam a medição das forças de corte neste trabalho e espera-se que estes

dados possam ajudar a compreender o fenômeno de usinagem no aço inoxidável super duplex.

2.4 - Tensão residual

A demanda pela fabricação de produtos de alta qualidade foca sua atenção nas propriedades

seus efeitos no desempenho dos componentes, longevidade e confiabilidade (JANG et al., 1996

e SAOUBI et al., 1999). Muitas falhas produzidas por fadiga, creep e corrosão sob tensão,

invariavelmente se iniciam na superfície dos componentes e dependem grandemente da

qualidade desta. Portanto é de extrema importância caracterizar a influência das condições de

usinagem na superfície das peças (SAUVAGE et al. 2003). Além disso, as tensões residuais

podem causar deformações, acelerar transformações de fase e processos de corrosão

(GUIMARÃES, 1990). A tensão residual em uma superfície usinada é um dos fatores cruciais

na determinação da qualidade superficial.

Tensão residual é definida como a tensão que existe em um corpo elástico depois de

removidas as cargas externas, e a usinagem envolve grandes deformações plásticas com altas

taxas de deformação (JANG et al., 1996). Já El-Axir (2002) a define como o resultado de

vários eventos mecânicos e térmicos que ocorrem na superfície do material durante a usinagem.

As tensões residuais podem ser de compressão na superfície da peça e de tração no

substrato ou vice-versa. Tensões residuais de compressão geralmente aumentam a vida da peça,

pois reduzem a tensão de tração de trabalho e conseqüentemente a nucleação de trincas. Já as

tensões residuais de tração aumentam as tensões de tração de trabalho e podem levar a falhas

prematuras dos componentes. Sigwart e Fessenmeyer (1995 apud EL-AXIR, 2002) mostram

que para corpos de prova de aço DIN 42CrMo4 que apresentaram tensão residual de

compressão superior a 600MPa, o limite de vida à fadiga aumentou em média 30%.

Segundo Capello et al. (1999) os principais fatores que afetam a tensão residual no processo

de torneamento, são a velocidade de corte e o ângulo de saída primário que estão diretamente

ligados aos fenômenos térmicos e aos campos de deformação, respectivamente. Já Liu e Barash

(1976b), mostraram que os maiores fatores influenciadores são: profundidade de corte, desgaste

Shaw (2005), mostra na Figura 4 a origem da tensão residual de tração em um material

dúctil durante a usinagem.

Um elemento “mn” no nível da superfície acabada é sujeito à tensão de compressão antes

de atingir a aresta de corte. No caso de um material dúctil, grande quantidade de energia de

deformação será estocada no elemento “mn” e assim que a ponta da ferramenta passar por esta

superfície a energia será liberada. Se a energia de deformação é suficientemente alta (grande

espessura de cavaco sem deformação e ferramenta com desgaste) e rapidamente descarregada

(alta velocidade de corte), a expansão de “mn” com a passagem da aresta da ferramenta pode se

exceder, resultando em uma tensão residual de tração. Este valor de tensão de tração diminui

com o aumento da profundidade abaixo da superfície, e é mais pronunciado para as ferramentas

desgastadas ou com um pequeno ângulo de folga (SHAW, 2005). A origem das tensões

residuais é predominantemente mecânica, embora as tensões térmicas também influenciem

(LIU; BARASH, 1976b).

As tensões térmicas no caso do aço inoxidável duplex tornam o estudo um pouco mais

complicado, devido ao diferente coeficiente de expansão térmica de cada fase do material.

Johansson, Odén e Zeng (1999), estudaram a tensão residual em cada fase de aço inoxidável

duplex após deformação mecânica e aquecimento. Os resultados mostraram

predominantemente tensões de tração e compressão nas fases austeníticas e ferríticas,

respectivamente.

2.4.1 - Métodos para medições das tensões residuais

Existem diversas formas de se obter os valores de tensão residual. Ya et al. (2003) citam o

método dos furos (que data da época de 1930), inferometria a laser, inferometria holográfica e a

inferometria de Moiré utilizadas em seu trabalho. Brinksmeier et al. (1982) citam vários

métodos, como extensômetros, métodos magnéticos, eletromagnéticos e ultrassônicos. Lindgen

e Lepistö (2003) citam que atualmente os dois métodos mais utilizados são o dos furos e por

difração de raios-x, sendo esta última a mais utilizada. Martins et al. (2004) citam que o método

por difração de raios-x apresenta os melhores resultados, quando comparado com o método

micromagnético e o método do furo cego incremental.

Através da técnica de difração de raios-x, a deformação causada na superfície é obtida pela

medida ∆d/d0, que fornece a razão da variação da distância interplanar pela distância

interplanar livre de deformação, e é convertida em tensão, segundo equações derivadas da

presença de tensões, é medida com base na lei de Bragg e as tensões são calculadas

assumindo-se que a distorção ocorre no regime linear elástico. É uma técnica não destrutiva, que devido à

forte absorção dos raios-x pela matéria, é limitada as camadas superficiais onde estes percorrem

distâncias da ordem de 10µm (MARTINS et al., 2004). O método é descrito com mais detalhes

a seguir.

O método por difratometria de raios-x, mede o parâmetro “d” do reticulado do corpo de

prova e calcula as respectivas deformações ali existentes. A Figura 5 ilustra esta condição.

Desta forma, somente a parte elástica do campo de deformações é medida, uma vez que a

deformação plástica não afeta os parâmetros cristalinos.

A difração de raios-x é descrita como uma reflexão seletiva segundo certos planos

cristalográficos, de acordo com a Equação 2, conhecida como lei de Braag (BRINKSMEIER,

1982).

(2)

Na equação anterior:

d = parâmetro do reticulado

θ = ângulo de refração

λ = comprimento de onda dos raios-x

A derivada da expressão de Bragg indica que:

(3)

(4)

(5)

Medindo-se ∆θ pode-se calcular a deformação ε e conseqüentemente a respectiva tensão residual.

Utilizando-se difração de raios-x, os principais métodos utilizados são:

0

.

sen

cos

=

∆

+

∆

θ

θ

θ

d

d

θ

θ

ε

=

−

∆

.

cotg

tensão sem tensão

com

θ

θ

θ

=

−

∆

θ

- Método do sen² ψ;

- Método de Glocker ou método do 0 - 45°;

- Método de Schall ou método da única incidência;

- Método θ - 2θ;

- Método θ ou método do eixo fixo.

Neste trabalho será utilizado o método sen² ψ, descrito a seguir.

2.4.1.1 - Método do sen² ψψψψ

Segundo Guimarães (1990), esta técnica é utilizada e recomendada quando se deseja

grande precisão nas medidas e quando a amostra apresenta certo grau de textura. Na Figura 6

pode-se observar os princípios do método do sen² ψ (ψ é o ângulo entre a reta normal à superfície da peça e a reta normal ao plano de parâmetro “d”). Para cada orientação ψ, certos planos cristalográficos se colocam em posição de difração, conforme se observa através das

Figuras 6 e 7. A penetração dos raios-x é extremamente rasa (<10 µm), portanto a condição de

Figura 6 – Estado plano de tensões (PREVÉY, 1996)

Figura 7 – Elipsóide de deformações (PREVÉY, 1996)

As direções principais das figuras anteriores podem ser dadas pelas Equações 6 a 8.

(6)

(7)

(8)

ψ

φ

α

=

cos

.

sen

ψ

φ

α

=

sen

.

sen

)

sen

1

(

cos

3

ψ

ψ

A lei de transformação do tensor de deformações em relação às direções principais é escrita por: (9) Onde: (10) Transformando, obtem-se: (11) Onde: (12)

Derivando-se a expressão de ε em relação a sen² ψ, obtem-se:

(13) 3 2 3 2 2 2 1 2

1

.

ε

α

.

ε

α

.

ε

α

ε

=

+

+

[

]

i

E

σ

ν

σ

σ

ε

=

1

.

−

(

+

3

,

2

,

1

,

,

j

k

=

i

(

)

2 _. sen . . 1

σ

σ

ν

ψ

σ

ν

ε

     −       + = ∆ = E E d d i

φ

σ

φ

σ

σ

=

cos

+

sen

(

ν

)

(

ψ

)

σ

E substituindo-se a lei de Bragg, obtem-se: (14) Ou ainda: (15) (16) Onde:

K é um fator constante para o plano de difração escolhido, (tabelado e no caso de um aço

inoxidável duplex, utiliza-se o valor correspondente à ferrita = –30,33 MPa)

λ λ λ

λ é o coeficiente angular da reta 2θ - sen² ψ, obtida pela plotagem das variações dos ângulos de difração 2θ com as variações dos ângulos de incidência dos raios-x, conforme Figura 8.

Figura 8 – Gráfico 2θ - sen² ψ

(

)

( )

(

ψ

)

θ

θ

π

ν

σ

sen

2

.

cotg

.

180

.

1

2

∂

∂

+

=

E

λ

σ

=

−

K

.

( )

(

ψ

)

O método consiste em variar o ângulo ψ de –60° a +60°, em incrementos de 10°, obter os

respectivos ângulos de difração e traçar uma reta por regressão, pelo método dos mínimos

quadrados, através destes 13 pontos. No caso deste trabalho serão traçadas duas retas, cada

uma com 7 pontos.

O procedimento básico para a determinação da tensão residual utilizando o método do

sen² ψ é o seguinte (GUIMARÃES, 1990):

- Determinar a posição 2θ do pico de difração de um determinado conjunto de planos (h, h, l) nas várias orientações ψ da amostra escolhida para a medida;

- Converter os valores de 2θ obtidos nos correspondentes valores dos espaços interplanares;

- Plotar a deformação ∆d/d versus sen² ψ;

- Determinar a inclinação “m” da reta obtida;

3. MATERIAIS E MÉTODOS

A realização dos ensaios seguiu três fases distintas:

1a) Operações de desbaste: teve por objetivo identificar possíveis alterações

microestruturais nos corpos de prova, e análises de rugosidade (apesar de não ser uma

variável importante em operações de desbaste optou-se por sua análise e futuras comparações

com os ensaios de acabamento);

2a) Operações de remoção da casca do material: Diferentes classes e geometrias de

ferramentas foram utilizadas com diferentes parâmetros de usinagem para iniciar o estudo da

vida dos insertos, já que este tipo de informação não é fornecida nem para os aços

convencionais mais utilizados no dia-a-dia do chão de fábrica;

3a) Operações de acabamento: Estes ensaios foram o foco do trabalho. Foram realizadas

várias réplicas em diferentes condições (descritos a seguir) e as respostas analisadas foram:

esforços de corte, rugosidade, análises microestruturais por microscopia óptica e por difração

de raios-x, tensão residual, variação dimensional e micro-dureza;

Os itens a seguir descrevem todos os equipamentos e métodos utilizados em cada uma

3.1 - Operações de desbaste

3.1.1 – Equipamentos e materiais utilizados

Os seguintes equipamentos foram utilizados para nesta parte dos ensaios:

Centro de torneamento: Romi Multiplic 35D. A Figura 9 apresenta a máquina.

Potência: 15CV

Rotação máxima: 3000rpm

Dimensões: diâmetro sobre o barramento: 520mm

diâmetro sobre o carro transversal: 260mm

Figura 9 – Centro de Torneamento Romi Multiplic 35D

Fluido de corte: Castrol PS04002, fluido solúvel ecológico, biodegradável de base

Tabela 1 – Características do fluido de corte utilizado nos ensaios

Densidade à 20/24°C (concentrado) 0,925/0,955

Aparência do concentrado Líquido oleoso âmbar

Fator Refratômetro 1,9

Aparência (emulsão a 10%) Leitosa e estável

PH (solução a 10%) 9,0/9,5

Corrosão DIN51360/2 (5%) 0/0

Corrosão em lâmina de alumínio (10%) Sem manchamento ou perda de brilho

A concentração utilizada foi de 6% em água, em abundância através de uma saída logo

acima do suporte da ferramenta, conforme ilustra a Figura 10.

Figura 10 – Utilização do fluido de corte em abundância

Pastilha 1D: CNMG 120412-MR – GC2015 (M15, P25); Optou-se pela escolha de um

raio de 1,2mm para que a ferramenta pudesse ter grande resistência, principalmente

quando da usinagem do material com casca. Este tipo de raio pode ser perfeitamente

utilizado em diversas aplicações, principalmente com peças de dimensões médias e

MR é um inserto mais voltado ao desbaste, em operações que necessitam de uma

aresta de corte muito resistente. A geometria MM é a escolha básica, com

versatilidade maior e pode ser utilizada desde operações de acabamento até desbaste.

O item “A” mostra os ângulos na ponta da ferramenta e o item “B” na aresta principal

de corte.

Figura 11 – Ângulos das geometrias MM e MR [SANDVIK COROMANT, 2002b]

A Figura 12 mostra o campo de utilização dos parâmetros de corte das geometrias MM,

MR e MF que será utilizada posteriormente nas operações de acabamento.

Pastilha 2D: CNMG 120412-MM – GC2015. A classe 2015, consiste de uma

cobertura CVD TiCN e Al2O3-TiN de 9 µm em um substrato com uma zona gradiente próxima à superfície. Ela oferece uma excelente adesão com alta resistência ao

desgaste, boa resistência a desgaste por difusão e à deformação plástica em altas

temperaturas, reduz a fricção e conseqüentemente a formação de arestas postiças

[SANDVIK COROMANT, 2002a];

A geometria CNMG foi escolhida por apresentar insertos robustos bastante utilizados

em operações de desbaste e permitir a usinagem de rebaixos a 90°, pois apresenta ângulo

de posição = 95°.

Suporte: DCLNR2525K12 – Sandvik;

Material dos corpos de prova: aço inoxidável super-duplex fundido ASTM A890 GR

6A. Esta designação ASTM corresponde a UNS J93380. Os corpos de prova foram

fundidos especialmente para este trabalho, e apresentam dimensões compatíveis com

grande parte dos eixos usinados com este tipo de material em empresas fabricantes de

ELEMENTOS C(%) Cr(%) Ni(%) Mn(%) Si(%) Mo(%) S(%) P(%) Cu(%) Zr(%) VALORES 0,02 24,8 7,49 0,65 0,8 3,37 0,006 0,025 0,8 0,059 ELEMENTOS W(%) N(%) Nb(%) Al(%) Co(%) V(%) Ti(%) Pb(%) Sn(%) Fe(%) VALORES 0,79 0,24 <0,001 <0,001 0,044 0,03 0,006 0,0009 0,082 REST.

Figura 13 – Corpo de prova fundido

A Tabela 2, apresenta a composição química dos corpos de prova.

Tabela 2 – Composição química dos corpos de prova utilizados nos ensaios

RÉ: 39,7

Dureza do material preparado para usinagem: 290HB

Tratamento térmico realizado após a fundição: Solubilização, a temperatura

de 1130° C e posterior resfriamento em água.

Microscópio óptico com câmera acoplada: Olympus BX60MFS, com câmera Sony

3.1.2 – Parâmetros utilizados e métodos

3.1.2.1 – Usinagem

Conforme visto no item anterior, nesta parte dos ensaios foram utilizadas duas geometrias

de pastilhas com diferentes quebra-cavacos. A intenção foi estudar a influência dos principais

fatores de usinagem no material. Durante estes ensaios, foram utilizadas pastilhas com arestas

novas, e cada aresta não usinou mais do que dois segmentos do material, para que o desgaste

não alterasse os resultados pretendidos. Em cada trecho usinado a pastilha recuava e a aresta

era verificada para ver se nenhum dano ocorrera à mesma.

Foi realizado um planejamento experimental de análise fatorial completa em 2 níveis e 5

fatores, conforme Tabela 3. Este tipo de planejamento foi escolhido por ser a única maneira

de prever interação entre os fatores (CALADO; MONTGOMERY, 2003). Montgomery

(1976) também cita a possibilidade de estudar a interação entre os fatores como uma das

grandes vantagens deste método e recomenda que os ensaios sejam feitos em 2 níveis. Os

dados de corte foram baseados em visita a empresas que usinam aço inoxidável duplex e